Mn18Cr18N鋼異步軋制過(guò)程的微觀組織和顯微硬度

宋艷磊，李長(zhǎng)生，韓亞輝，馬 彪，鄭建軍

（東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽(yáng) 110819）

Mn18Cr18N鋼異步軋制過(guò)程的微觀組織和顯微硬度

宋艷磊，李長(zhǎng)生，韓亞輝，馬 彪，鄭建軍

（東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽(yáng) 110819）

研究了不同異步軋制速比對(duì)Mn18Cr18N無(wú)磁不銹鋼板材微觀組織和微觀硬度的影響。結(jié)果表明，通過(guò)異步熱軋，板材由表層到中心層的微觀組織為梯度分布，表層晶粒細(xì)化效果明顯；當(dāng)異速比增至1.2時(shí)，表層晶粒細(xì)化至2.2 μm，細(xì)晶層厚度為390 μm；異步熱軋板沿厚度方向的維氏顯微硬度呈拋物線形式，隨著異速比的增大，硬度總體水平下降，表層到中心層的硬度下降趨勢(shì)增大。

無(wú)磁不銹鋼；異步熱軋；異速比；微觀組織；顯微硬度

高氮奧氏體不銹鋼是一種非常有前景的工程材料，這是由于氮原子的引入，起到了間隙強(qiáng)化的作用，使其擁有高強(qiáng)度，良好的塑性和韌性、耐蝕性能以及焊接性能［1］。此外，由于該材料具有順磁性，越來(lái)越廣泛地應(yīng)用于航空航天、能源、化工、汽車(chē)等眾多領(lǐng)域。在大環(huán)境趨勢(shì)下，Mn18Cr18N鋼的綜合性能要求越來(lái)越高，進(jìn)一步提高綜合性能顯得格外重要。就鋼鐵材料的強(qiáng)化而言，晶粒細(xì)化是提高材料綜合性能最有效的方法。對(duì)于Mn18Cr18N鋼，由于缺少γ/α轉(zhuǎn)變，晶粒的細(xì)化只能通過(guò)熱變形過(guò)程中發(fā)生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶來(lái)完成［2］。

近幾十年來(lái)，大塑性變形技術(shù)已經(jīng)被廣泛研究，主要包括等通道擠壓，高壓扭轉(zhuǎn)，疊軋，異步軋制等方法［3］，由于變形過(guò)程中產(chǎn)生剪切變形，提高了形變儲(chǔ)能，因而對(duì)細(xì)化再結(jié)晶晶粒組織的效果明顯。然而等通道擠壓、高壓扭轉(zhuǎn)，疊軋等大變形技術(shù)由于受高成本、低效率以及不能連續(xù)生產(chǎn)等因素的制約，仍處在實(shí)驗(yàn)室研究階段［4］，相比之下，只有異步軋制技術(shù)適用于大規(guī)模工業(yè)化生產(chǎn)［5］。在異步軋制過(guò)程中，由于上下軋輥的不同轉(zhuǎn)速而產(chǎn)生強(qiáng)烈的、貫穿板坯厚度方向的剪應(yīng)變，改變了常規(guī)軋制的應(yīng)力場(chǎng)［6］，進(jìn)一步提高了形變儲(chǔ)能。異步軋制技術(shù)問(wèn)世已經(jīng)30余年，大量的研究都集中在純鋁和鋁合金［7-8］，純鎂和鎂合金［5-9］，純銅［10］，深沖鋼［11］，低碳鋼［4］等，而對(duì)于將異步軋制技術(shù)應(yīng)用于奧氏體無(wú)磁不銹鋼的文獻(xiàn)報(bào)道還很少見(jiàn)。本研究中，提出異步熱軋Mn18Cr18N鋼的工藝方法，主要研究了不同異步軋制速比對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼板材的組織的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用Mn18Cr18N鋼的成分：w(C)=0.09%，w(Si)=0.303%，w(Mn)=18.32%，w(Cr)=18.11%，w(V)=0.3%，w(N)=0.5%，其余為Fe，采用真空感應(yīng)爐熔煉成50 kg鋼錠，然后將鑄錠鍛造成100mm×50 mm×L鍛坯。圖1是實(shí)驗(yàn)鋼在1 200℃保溫2 h，然后水冷至室溫得到的組織。由此可見(jiàn)，經(jīng)熱處理后得到晶粒大小均勻（30 μm）的等軸奧氏體晶粒，此外組織中存在少量退火孿晶。鍛坯經(jīng)過(guò)1 200℃保溫2 h后，經(jīng)Φ450熱軋機(jī)7道次軋制成6 mm厚熱軋板，開(kāi)軋溫度1 150℃，終軋溫度920℃，水冷至室溫，用作后續(xù)異步熱軋坯料。異步熱軋實(shí)驗(yàn)在Φ400二輥可逆熱軋機(jī)上進(jìn)行，異速比分別為1.1、1.15和1.2，這是因?yàn)槿齻€(gè)異速比不僅適用于實(shí)驗(yàn)室研究，也適用于大規(guī)模工業(yè)生產(chǎn)。為了消除氧化鐵皮，三塊異步熱軋坯料重新加熱到950℃，保溫30 min，軋制道次為1，變形量均為50%，開(kāi)軋溫度為（900±20）℃，終軋溫度為（870±10）℃，軋后水冷至室溫。

Mn18Cr18N實(shí)驗(yàn)鋼的初始狀態(tài)的金相組織采用Leica DMIRM型光學(xué)微觀鏡（OM）進(jìn)行觀察，腐蝕劑為10vol.%草酸水溶液。試樣從異步熱軋板上獲取，對(duì)其采用電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)進(jìn)行觀察與測(cè)量，檢測(cè)面為試樣ND-RD面。借助于ZEISS ULTRA 55場(chǎng)發(fā)射掃描電子微觀鏡配置的背散射電子衍射儀（Oxford Instruments，INCA Crystal），其中場(chǎng)發(fā)射電壓為20 kV。EBSD試樣通過(guò)電解拋光制得，電解液含12.5%的高氯酸和87.5%的無(wú)水乙醇，電解拋光電壓、電流和時(shí)間分別為30 V、1.8 A和25 s。沿異步熱軋板的RD方向切取寬度為5 mm，軸向引伸計(jì)標(biāo)距為25 mm的拉伸試樣，然后在CMT5105電子萬(wàn)能拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)上以3 mm/s的拉伸速率完成常溫拉伸實(shí)驗(yàn)。采用FUTURE-TECH公司FM-700微觀硬度計(jì)，對(duì)異步熱軋?jiān)嚇友睾穸确较蛭⒂^硬度分布進(jìn)行檢測(cè)。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 異速比對(duì)微觀組織的影響

圖2為實(shí)驗(yàn)鋼在不同異速比下的微觀組織。其中上表層的微觀組織如圖2a～圖2c所示；中心層的微觀組織如圖2d～圖2f所示。由圖2a和圖2d中可以看出，當(dāng)異速比為1.1時(shí)，試樣上表層存在大量等軸的奧氏體再結(jié)晶晶粒，且存在少量的壓扁拉長(zhǎng)的奧氏體晶粒，平均晶粒尺寸為7.6 μm，從表層到中心層的細(xì)晶層厚度為105 μm，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶分?jǐn)?shù)為50.3%；試樣心部的主要組織是拉長(zhǎng)壓扁的變形晶粒，同時(shí)也存在少量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒（19.7%），分布于變形帶之間和沿軋制方向拉長(zhǎng)的奧氏體晶粒的晶界處。隨著異速比的遞增，試樣的上表層動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)也隨之大幅度上升。異速比為1.15時(shí)如圖2b和圖2e所示，試樣的晶粒平均尺寸為3 μm，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)為76.9%，細(xì)晶層厚度為310 μm；異速比1.2時(shí)，如圖2c和圖2f所示，試樣的晶粒平均尺寸為2.2 μm，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)為80.7%，細(xì)晶層厚度增至390 μm。兩者中心層組織分布形態(tài)與異速比為1.1時(shí)類似，再結(jié)晶分?jǐn)?shù)分別為20.8%和28.9%。

圖2 異步軋制Mn18Cr18N鋼板表面和中心的微觀組織Fig.2 Microstructure of surface and center layer of Mn18Cr18N steel after asymmetric rolling

圖2的微觀組織分析表明，Mn18Cr18N實(shí)驗(yàn)鋼經(jīng)異步熱軋制后晶粒細(xì)化效果明顯，樣品的晶粒尺寸分布沿厚度方向的分布不均勻，由表層到中心層呈現(xiàn)出一種梯度的分布形式。該現(xiàn)象表明從表層到中心層等效應(yīng)變也呈梯度分布。在異步軋制過(guò)程中，由于上下輥速的不同，且上輥與下輥的中性點(diǎn)分別向出口和入口方向移動(dòng)，造成位于兩個(gè)中性點(diǎn)之間的上、下接觸表面上的外摩擦力方向相反，在變形區(qū)內(nèi)形成了一對(duì)附加剪應(yīng)力，進(jìn)而形成了強(qiáng)烈剪應(yīng)力場(chǎng)，改變了常規(guī)軋制中只有平面應(yīng)變的應(yīng)力模式，進(jìn)而增加了等效應(yīng)變［12］，此區(qū)域亦即異步軋制特有的“搓軋區(qū)”。附加剪應(yīng)力在整個(gè)厚度上具有梯度分布［13-14］，最大剪應(yīng)力發(fā)生在上輥與板材接觸的表面處，由于強(qiáng)烈剪應(yīng)力作用產(chǎn)生表面高儲(chǔ)存能，促進(jìn)了回復(fù)而產(chǎn)生了再結(jié)晶。隨著異速比的增加，剪應(yīng)變?cè)龃?，?xì)化效果明顯，細(xì)晶層厚度也顯著增加。此外，剪應(yīng)變更能從鋼板表層深入到心部，導(dǎo)致心部變形奧氏體晶粒的畸變能增加，從而也促進(jìn)心部組織的再結(jié)晶形核。

圖3為不同異速比條件下異步熱軋實(shí)驗(yàn)鋼晶界取向差分布。其中上表層的微觀組織如圖3a～圖3c所示；中心層的微觀組織如圖3d～圖3f所示。從圖3可以看出，三個(gè)異速比的熱軋板的上表層均以大角度晶界（HGAB）為主。其中，當(dāng)異速比為1.15（圖3b）和1.2（圖3c），樣品上表層大角度晶界和平均取向差角度遠(yuǎn)高于異速比1.1時(shí)的值。這表明異速比增大，晶界隨機(jī)分布更為明顯［10］。從圖中可以看出，異步熱軋板的心部以小角度晶界為主，存在相對(duì)少量的大角度晶界，隨著異速比的增加晶界平均取向差角度略有增加。異步熱軋板的取向差分布進(jìn)一步反應(yīng)出了微觀組織梯度分布現(xiàn)象。

圖3 異步軋制鋼板表層和中心層取向差分布Fig.3 Misorientationdistributions for surface and center layer of Mn18Cr18N steel after asymmetric rolling

2.2 異速比顯微硬度的影響

Mn18Cr18N實(shí)驗(yàn)鋼的三個(gè)不同異速比的異步熱軋板沿厚度方向的維氏顯微硬度變化趨勢(shì)如圖4所示?？梢钥闯?，三種異速比條件下異步熱軋板均保持著較高的硬度，均在340～400 HV，這說(shuō)明高氮奧氏體無(wú)磁不銹鋼有著較高的強(qiáng)度。雖然邊部充分發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，但是由圖3可以看出在上表層存在大量的60°大角度晶界，此種現(xiàn)象說(shuō)明在異步軋制過(guò)程中，由于劇烈剪切變形產(chǎn)生大量的形變孿晶，也是一種主要的硬化機(jī)制［15］。同時(shí)，隨著異速比的增加，異步熱軋板沿厚度方向的維氏微觀硬度分布逐漸下降，且呈拋物線型。在異速比1.15和1.2時(shí)，中心層到表層的硬度分布曲線下降的趨勢(shì)增加，這是由于隨著異速比增加，剪應(yīng)力愈發(fā)強(qiáng)烈，大大促進(jìn)了板材表層動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，細(xì)晶層厚度增大所致。此外，異步熱軋板表層的微觀硬度明顯低于變形組織占主導(dǎo)的鋼板心部。主要鋼板的心部未達(dá)到試驗(yàn)鋼發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶臨界點(diǎn)，導(dǎo)致變形功全部以空位、位錯(cuò)等缺陷的形式儲(chǔ)存在變形奧氏體晶粒內(nèi)部，不能通過(guò)發(fā)生再結(jié)晶而釋放，因此鋼板表層硬度值大于心部。維氏微觀硬度測(cè)試的結(jié)果驗(yàn)證了異步熱軋過(guò)程沿鋼板厚度存在晶粒尺寸梯度現(xiàn)象。

圖4 不同異速比實(shí)驗(yàn)鋼板沿厚度方向的維氏微觀硬度分布Fig.4 Mirohardness distribution of plate along thickness direction

3 結(jié)論

在異步熱軋過(guò)程中，微觀組織呈現(xiàn)出一個(gè)明顯梯度分布，表層晶粒細(xì)化效果明顯。隨著異速比的增大，板材表層晶粒尺寸細(xì)化至2.2 μm，細(xì)晶層厚度達(dá)到300 μm。三種異速比條件下異步熱軋板均保持較高的微觀硬度，均在340～400 HV。熱軋板沿厚度方向的維氏微觀硬度分布為拋物線的形式，且隨著異速比的增大，硬度平均總體水平下降，中心層到表層的硬度分布曲線下降的趨勢(shì)增加。

［1］KIBEY S，LIU J B，CURTIS M J，et al.Effect of nitrogen on generalized stacking fault energy and stacking fault widths in high nitrogen steels［J］.Acta Materialia，2006，54（11）：2991-3001.

［2］HONG C M，SHI J，SHENG L Y，et al.Effects of hotworking parameters on microstructural evolution of high nitrogen austenitic stainless steel［J］.Materials&Design，2011，32（7）：3711-3717.

［3］KIM W J，YOO S J，LEE J B.Microstructure and mechanical properties of pure Ti processed by high-ratio differential speed rolling at room temperature［J］.Scripta Materialia，2010，62（7）：451-454.

［4］CAI M H，SIINGH DHINWAL S，HAN Q H，et al.Gradient ultrafine ferrite and martensite structure and its tensile properties by asymmetric rolling in low carbon microalloyed steel［J］.Materials Science and Engineering A，2013，583：205-209.

［5］HUANG X，SUZUKI K，SAITO N.Microstructure and mechanical properties of AZ80 magnesium alloy sheet processed by differential speed rolling［J］.Materials Science and Engineering A，2009，508（1-2）：226-233.

［6］CHEN S，AN Y G，LAHAIJE C.Toughness improvement in hot rolled HSLA steel plates through asymmetric rolling［J］.Materials Science and Engineering A，2015，625：374-379.

［7］JIANG J，DING Y，ZUO F，et al.Mechanical properties and microstructures of ultrafine-grained pure aluminum by asymmetric rollin［J］.Scripta Materialia，2009，60（10）：905-908.

［8］KIM H K，KIM H W，CHO J H.Cho，et al.High-formability Al alloy sheet produced by asymmetric rolling of strip-cast sheet［J］.Materials Science and Engineering A，2013，574：31-36.

［9］BEAUSIR B，BISWAS S，KIM D I，et al.Analysis of microstructure and texture evolution in pure magnesiumduring symmetric and asymmetric rolling［J］.Acta Materialia，2009，57（17）：5061-5077.

［10］KIM W J，LEE K E，CHOI S H.Mechanical properties and microstructure of ultra fine-grained copper prepared by a high-speed-ratio differential speed rolling［J］.Materials Science and Engineering A，2009，506（1-2）：71-79.

［11］SUHARTO J，KO Y G.Annealing behavior of severely deformed IF steel via the differential speed rolling method［J］.Materials Science and Engineering A，2012，558：90-94.

［12］HAMAD K，KO Y G.Effect of roll speed ratio on microstructure evolution and mechanical properties of 0.18wt%carbon steel deformed by differential speed rolling［J］.Materials Letters，2015，160：213-217.

［13］DING Y，JIANG J，SHAN A.Microstructures and mechanical properties of commercial purity iron processed by asymmetric rolling［J］.Materials Science and Engineering A，2009，9（1-2）：76-80.

［14］MA B，LI C S，WANG J K，CAI B，et al.Influence of asymmetric hot rolling on through-thickness microstructure gradient of Fe-20Mn-4Al-0.3C non-magnetic steel［J］.Materials Science&Engineering A，2016，671：190-197.

［15］DONG F Y，ZHANG P，PANG J C，et al.Strength，damage and fracture behaviors of high-nitrogen austenitic stainless steel processed by high-pressure torsion［J］. Scripta Materialia，2015，96：5-8.

Microstructure and Microhardness of Fe-18Mn-18Cr-N non-magnetic stainless steel in asymmetric hot rolling

SONG Yanlei，LI Changsheng，HAN Yahui，MA Biao，ZHENG Jianjun

（State Key Laboratory of Rolling and Automation，Northeastern University，Shenyang 110819，China）

The effect of different speed ratios on the microstructure and microhardness of Mn18Cr18N nonmagnetic stainless steel plates are examined during asymmetric rolling in this investigation.The results show a significant effect of the refinement grain can be obtained at the surface layer of asymmetric-rolled plates，and a gradient distribution of microstructure extends from both surface into the center of asymmetric-rolled plates. When the different speed ratio increases up to 1.2，the thickness of the refinement grain with an average size of 2.2 μm reaches 390 μm.The vicker microhardness distributions along the section direction of the plates are in the form of like-parabola.With the increase of different speed ratio，a decrease tendency is observed for the total level of microhardness，and then the slopes are declined in the spectrum ranging from the surface layer to the center layer.

non-magneticstainless steel；asymmetric hot rolling；different speed ratio；microstructure；microhardness

September27，2016）

TG335.56

A

1674-1048（2017）01-0024-06

10.13988/j.ustl.2017.01.006

2016-09-27。

國(guó)家自然科學(xué)基金（51274062）。

宋艷磊（1987—），男，遼寧營(yíng)口人。